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Conformado de aleaciones en estado semisólido. Aplicación a aleaciones hipereutécticas de Al-Si^*^

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Conformado de aleaciones en estado

semisólido. Aplicación a aleaciones

hipereutécticas de Al-Si^*^

J. Valer,(*) J.M. Rodríguez^*) y J.J. Urcola^*)

Resumen Dentro de las nuevas tecnologías utilizadas para la producción de materiales, se encuentra el

procesamiento de aleaciones en estado semisólido denominado, en sus distintas versiones, Rheocasting, Thixoforming, Thixoforging o Thixocasting. En este trabajo se describe el proceso, así como los fenómenos implicados en el mismo. Puesto que el conformado de aleaciones en estado semisólido requiere una preparación previa del material (para obtener una microestructura no dendrítica), se describe brevemente el proceso Osprey o Spray-forming, utilizado en este trabajo. Finalmente, se muestran los resultados microestructurales obtenidos mediante la combinación de estas dos tecnologías, en aleaciones hipereutécticas de Al-Si (Al-25%Si-5%Cu, Al-25%Si-5%Cu-2%Mg y Al-30%Si-5%Cu) y su comparación con'las microestructuras obtenidas en aleaciones similares procesadas por métodos convencionales.

Palabras clave: Conformado de aleaciones en estado semisólido. Aleaciones hipereutécticas de

Al-Si

Semi-solid alloys processing. Application to hypereutectic Al-Si

alloys

Abstract The processing of alloys in the semi-solid state, known as Rheocasting, Thixoforming, Thixoforging or Thixocasting, is within the new technologies used for the production of materials. This work describes the process as well as the phenomena implied in it. As the forming of alloys in the semi-solid state requires of a previous material preparation (in order to obtain a non-dendritic structure) the Osprey process or Spray-forming, used in this work, is briefly described. Finally, both the microstructural results obtained from the combination of the two technologies in hypereutectic Al-Si alloys (Al-25%Si-5%Cu, Al-25%Si-5%Cu-2%Mg and Al-30%Si-5%Cu) and comparison with microstructures obtained from similar alloys processed by conventional methods are shown.

Keywords: Semi-solid alloys processing. Hypereutectic Al-Si alloys. 1. INTRODUCCIÓN

Los procedimientos clásicos de conformado de aleaciones se realizan habitualmente a partir del estado líquido (colada por gravedad, inyección a presión, forja líquida...), o en estado sólido (forja, extrusión, laminación...). En el caso del procesa-miento en estado líquido, la presencia de porosidad macroscópica (porosidad gaseosa, rechupe), porosi-dad microscópica (interdendrítica) y segregación

^*^ Trabajo recibido el día 27 de octubre de 1995.

^ ^ Centro de Investigaciones Técnicas de Guipúzcoa (CEIT) y Escuela Superior de Ingenieros Industriales (ESII) de San Sebastián. Universidad de Navarra. Paseo de Manuel Lardizábal, 15. 20009-San Sebastián (España).

microscópica, inherentes al proceso, reducen consi-derablemente las propiedades finales del producto. En los procesos convencionales no se usan aleacio-nes en estado semisólido porque, en la solidifica-ción normal de una aleasolidifica-ción, se forma una estructu-ra dendrítica que se vuelve muy rígida con sólo un 20 % de sólido. Además, es necesario considerar que una aleación parcialmente solidificada no puede experimentar una deformación homogénea sin sufrir agrietamientos y sin la aparición de segre-gaciones. Por otra parte, la fabricación de algunas aleaciones no puede efectuarse por ninguno de estos dos métodos clásicos, y debe recurrirse a otras tecnologías (por ejemplo, metalurgia de polvos).

Dentro de las nuevas tecnologías aplicadas a la fabricación de aleaciones clásicas o nuevos tipos de materiales (composites), se encuentra el conformado Rev. Metal. Madrid, 32 (4), 1996 231

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J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado seniisólido .

en estado semisólido. El fundamento de esta tecno-logía estriba en la utilización de una aleación que, debido a una preparación previa por diferentes métodos, presenta una estructura no dendrítica. En el presente artículo se va a analizar el método de Spray forming, también denominado proceso Osprey. Mediante este proceso se obtiene una microestructura fina, homogénea y no dendrítica, apta para el procesamiento en estado semisólido.

La combinación de ambas tecnologías permite procesar aleaciones que, por sus características, no pueden producirse o presentan muchas dificultades durante su fabricación por los métodos tradiciona-les. Dentro de estas aleaciones se encuentran las hipereutécticas de aluminio-silicio, con contenidos de silicio superiores al 20 % en masa. El interés en las aleaciones hipereutécticas de aluminio-silicio estriba en su ligereza, su buena resistencia al des-gaste, su relativamente bajo coeficiente de expan-sión térmica y sus aceptables propiedades mecáni-cas, características que las convierten en muy atractivas para las industrias del automóvil y aero-náutica (1 y 2).

Industrialmente, se producen por métodos de inyección, debido a su buena fluidez, pero el aumento de la cantidad de silicio origina la apari-ción de cristales de silicio primario de gran tamaño y morfologías complejas, muy nocivos desde el punto de vista de las propiedades mecánicas. La uti-lización de agentes químicos, que actúan como refi-nadores de los cristales de silicio, pierde parte de su eficacia al aumentar la temperatura de procesa-miento, es decir, al aumentar la cantidad de silicio. A este efecto hay que añadir el aumento de porosi-dad que puede producir su uso (3). Según esto, es difícil producir aleaciones con elevadas cantidades de silicio, por lo que la cantidad suele estar limitada a, aproximadamente, 20-23 % en masa (para los métodos convencionales).

La combinación del proceso Osprey y el proce-samiento en estado semisólido ha permitido obtener aleaciones hipereutécticas de aluminio-silicio con contenidos elevados de silicio: Al-25%Si-5%Cu, Al-25%Si-5%Cu-2%Mg y Al-30%Si-5%Cu. La microestructura obtenida es fina y homogénea, sin presencia de grandes partículas de silicio primario.

2. FUNDAMENTOS DEL PROCESAMIENTO DE ALEACIONES EN ESTADO

SEMISÓLIDO 2.1. Antecedentes

A principios del decenio de los años 70, en el Massachusetts Institute of Technology (MIT), se comenzó a estudiar la magnitud de las fuerzas implicadas en la deformación y fragmentación de

estructuras dendríticas durante su formación y cre-cimiento, estudio que formaba parte de una investi-gación sobre el fenómeno del desgarro en caliente.

Para este estudio, Spencer et al. (4) utilizaron un viscosímetro tipo Couette (Fig. 1) que, básicamen-te, consiste en dos cilindros concéntricos, donde el cilindro exterior gira continuamente en un rango de velocidades que puede variar desde 0,4 hasta 1.000 r.p.m.

El material objeto del estudio fue una aleación Sn-15 % Pb, la cual se vertía fundida en el espacio anular existente entre los dos cilindros, al mismo tiempo que se hacía girar el cilindro exterior para producir fuerzas de cortadura y se dejaba enfriar la aleación gradualmente. Durante el enfriamiento de la aleación se iban midiendo las fuerzas implicadas en la deformación. Estos investigadores midieron la viscosidad de la aleación en función de la fracción de sólido presente y según la velocidad de agitación aplicada.

En el transcurso de los experimentos se observó que, cuando el cilindro giraba continuamente y al mismo tiempo que la aleación estaba solidificando, es decir, se encontraba en estado semisólido, ésta presentaba una bajísima resistencia a la cortadura, incluso para relativamente altas cantidades de sóli-do. Este sorprendente resultado implicaba que la viscosidad de la aleación disminuía al sufrir la vio-lenta agitación y se atribuyó a la microestructura no dendrítica, es decir, globular, producida durante el experimento.

El descubrimiento fue publicado por Spencer et al. en 1972 (4). Posteriormente, Joly et al. (5) publicaron un estudio más exhaustivo sobre la reo-logia de las aleaciones parcialmente solidificadas. En sus experimentos mostraron que la viscosidad

Crisol Rotor de alumina Horno de nduccio'n Salida

FiG. 1.— Viscosímetro tipo Couette. FIG. 1.— Couette type viscosimeter.

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era también muy sensible a la velocidad de enfria-miento, además de a la velocidad de cortadura: bajas velocidades de enfriamiento y altas velocida-des de cortadura decrecen la viscosidad para una fracción de sólido dada. No obstante, semisólidos producidos a diferentes velocidades de cortadura iniciales, exhiben diferente comportamiento: altas velocidades iniciales dan lugar a viscosidades apa-rentes menores.

2.2. Tixotropía

La tixotropía es una característica según la cual un fluido viscoelástico disminuye su viscosidad aparente al ser agitado violentamente hasta alcanzar un estado estacionario después de un tiempo de aplicación de la agitación. Esto implica que los flui-dos tixotrópicos muestran una disminución de la viscosidad o de la tensión de cortadura con el tiem-po, bajo condiciones isotérmicas y velocidad de cortadura estacionaria (6). En la figura 2 se muestra un esquema de la variación de la viscosidad aparen-te con la velocidad de agitación, en la que se obser-va la disminución de la viscosidad con el aumento de la velocidad de agitación. En la bibliografía se reportan gráficas de este tipo obtenidas con aleacio-nes como Sn-15%Pb (5) o Al-4,5%Cu-l,5%Mg (7).

Una característica muy importante de las aleacio-nes que presentan comportamiento tixotrópico es que si solidifican totalmente pueden recuperar sus

UJ < CL < < O co o o co

YQ -^Yf <y2 ^'^a ^ 0

l^"Y"3-')

/ >'2(S-l)

F R A C C I Ó N DE S O L I D O

FiG. 2.— Representación esquemática del efecto de la velocidad de agitación en la viscosidad aparente. FiG. 2.— Schematic ilustration ofthe ejfect ofshear

rate on apparent viscosity of semi-solid alloys.

propiedades tixotrópicas en un posterior calenta-miento hasta la temperatura del estado semisólido. Esta reversibilidad del comportamiento pseudoplás-tico se debe al proceso de aglomeración-desaglome-ración que sufre la fase sóüda primaria como conse-cuencia de la aplicación de la velocidad de agitación (8-10). Esta explicación está generalmente aceptada y consiste en la formación de aglomerados de la fase sólida primaria cuando la velocidad de agitación es baja: este fenómeno aumenta la viscosidad de la ale-ación. Si a continuación se aplica una elevada velo-cidad de agitación, los aglomerados se destruyen (desaglomeración) y baja la viscosidad de la alea-ción. Se consigue un equilibrio dinámico a una velo-cidad de agitación determinada (9 y 10).

2.3. Comportamiento pseudoplástico

En términos reológicos, se dice que las aleacio-nes en estado semisólido exhiben un comporta-miento pseudoplástico. Existe un modelo muy sen-cillo, utilizaclo generalmente, que es válido en un amplio rango de velocidades de cortadura, conocido como modelo de la "Ley de Potencia" (9 y 11) expresado como:

/x = k7 n-l

[1] donde /x es la viscosidad, 7 es la velocidad de ciza-lladura, n es el llamado índice de la ley de potencia y /: es la "consistencia". Cuanto más pequeño sea el exponente n mayor será la pseudoplasticidad. El comportamiento pseudo-plástico se manifiesta para valores de ^ < 1. Valores más negativos indican comportamientos más tixotrópicos. La expresión muestra que cuando la velocidad de agitación aumenta la viscosidad disminuye, característica principal de los fluidos tixotrópicos, que ocurre por los fenómenos de aglomeración y desaglomeración descritos en el apartado anterior: a mayores veloci-dades de agitación la aglomeración decrece y los granos se vuelven más globulares.

Además de la influencia de la velocidad de agi-tación y del tiempo de aplicación en la microestruc-tura final, hay que tener en cuenta la influencia de la fracción de sólido existente (es decir, la temperatura de estado semisólido a la que se encuentra la alea-ción) y la velocidad de enfriamiento. El efecto de la velocidad de enfriamiento, e, en la viscosidad apa-rente queda reflejado en el esquema de la figura 3.

2.4. Evolución de la microestructura

Las aleaciones solidificadas mientras se someten a una violenta agitación presentan una microestruc-tura globular típica.

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J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólído . GC < CL < < Q CO O O F R A C C I Ó N D E S O L I D O

FiG. 3.— Representación esquemática de la influen-cia de la velocidad de enfriamiento en la viscosidad

aparente.

FiG. 3,— Se hematíe ilustration of the effeet of eooling vate on apparent viseosity of semi-solid

alloys.

Los tres principales fenómenos que contribuyen a la evolución de la microestructura en estado semi-sólido, relacionando el tamaño de las partículas primarias, su forma y coalescencia durante el pro-cesamiento, son la fragmentación de las partículas de la fase primaria, el crecimiento de estas partícu-las por Ostwald ripening (coalescencia) y la aglo-meración de partículas. Además, se debe considerar la abrasión entre partículas producida por la agita-ción aplicada a la aleaagita-ción.

Estos hechos ocurren secuencialmente, empe-zando por la fragmentación de la estructura dendrí-tica para, seguidamente, evolucionar hacia una morfología tipo "roseta" como resultado de la coa-lescencia, cortadura y abrasión entre las partículas de la fase sólida, y finalizar con una estructura glo-bular (12). En la figura 4 se ilustra esquemática-mente esta transformación.

La observación de la microestructura de las alea-ciones tixotrópicas (partículas primarias globulares) sugiere que la fragmentación de las dendritas es el mecanismo responsable de la formación de las estructuras globulares.

Los diversos autores que han tratado el tema suponen varios mecanismos para explicar la frag-mentación de las dendritas. Doherty et al. (13) dis-cuten el modelo propuesto por Vogel et al. (14), que proponen que la fragmentación de las dendritas se produce por la flexión de las ramas dendríticas como consecuencia de la agitación impuesta. El esquema de la figura 5 muestra este modelo, donde las dislocaciones coalescen y forman límites de grano.

No obstante, si se mantiene la agitación isotér-micamente, se alcanza un estado estacionario, en el cual la viscosidad no varía. Por lo tanto, el mecanis-mo de Ostwald ripening se manifiesta en el engro-samiento de las partículas esféricas. La aglomera-ción de partículas por colisión, como resultado de la agitación, puede contribuir a este fenómeno (15 y 16).

Por tanto, la microestructura de las aleaciones sometidas a agitación durante su solidificación está gobernada por cuatro variables de procesamiento independientes (5, 13 y 17) enumeradas a continua-ción:

- velocidad de enfriamiento, - velocidad de cortadura,

- tiempo de aplicación de la cortadura,

- fracción de partículas sólidas primarias (tempe-ratura).

: 0

S S

FiG. 4.— Evolución de la microestructura debida a la agitación.

FiG. 4.— Evolution of mierostructure during solidifieation with vigorous agitation.

FiG. 5.— Modelo de fragmentación por flexión de las ramas dendríticas.

FIO. 5.— Model of grain boundary fragmentation meehanism.

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2.5. Distintos procesos de conformado en estado semisólido

El conformado en estado semisólido de materia-les puede dividirse en dos tipos. Cuando la aleación sometida a velocidades de cortadura es directamen-te conformada, el proceso es denominado Rheocas-ting. Sin embargo, como consecuencia de la rever-sibilidad de las propiedades tixotrópicas adquiridas por una aleación, ésta recupera su naturaleza tixo-trópica cuando se calienta hasta la temperatura ade-cuada. Esto supone que una aleación solidificada con estructura no dendrítica puede calentarse hasta la temperatura de estado semisólido y conformarse según los procesos de forja (Thixoforging) e inyec-ción (Thixocasting). En la figura 6 se muestra un esquema de los distintos procesos.

En relación al Thixocasting, esta tecnología de producción de aleaciones presenta una serie de ven-tajas, comparándolo con el procedimiento conven-cional de fundición inyectada:

- menor temperatura de inyección,

- menor porosidad gaseosa debido al llenado del molde de manera laminar,

- reducción de la contracción por solidificación (rechupe) por la utilización de temperaturas más bajas,

- tiempos de solidificación más cortos, - menor desgaste del molde.

El proceso denominado Rheocasting se aplica al

caso en que la aleación es directamente conformada después del sometimiento a una violenta agitación. Todos los demás procesos representados en la figu-ra 6 se basan en la cafigu-racterística de los fluidos tixo-trópicos según la cual recuperan sus propiedades tixotrópicas cuando, una vez solidificados, se calientan hasta la temperatura de estado semisólido. En el caso de la inyección en estado semisólido, se pueden producir piezas tan complejas como en el procedimiento de inyección convencional.

3. PROCESO OSPREY

Dentro de los posibles métodos existentes para la obtención de aleaciones con propiedades tixotró-picas, se encuentra el proceso Osprey, basado en la técnica de Spray forming. En los últimos decenios, la tecnología Osprey ha recibido una considerable atención como alternativa a la producción de alea-ciones altamente reactivas basadas en aluminio o magnesio (18), para la fabricación de materiales que requieran altas temperaturas de fabricación (NÍ3AI, Ti, etc.) (18), para la producción de mate-riales compuestos (composites) donde se impide la reacción entre las partículas y la aleación fundida por el corto período de tiempo que están en contac-to en estado líquido (19-22), para la producción de fundiciones férreas (23) o aleaciones hipereutécti-cas de Al-Si (24 y 25).

OBTENCIÓN DE UNA ESTRUCTURA NO DENDRITICA

MATERIAL SEMISÓLIDO

LINGOTE PREPARACIÓN SOLIDIFICADO DEL LINGOTE

CALENTAMIENTO HASTA TEMPERATURA DE SEMISÓLIDO

CONFORMADO DIRECTO

RHEOCASTING THIXOCASTING THIXOFORGING

FiG. 6.— Distintos procesos utilizados para la producción de aleaciones en estado semisólido. FiG. 6.— Dijferent types of manufacturing processes for semi-solid forming.

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y. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólido .

3.1. Descripción del proceso

La síntesis de un material por el proceso Osprey implica la desintegración energética de un material fundido por un gas en gotas del tamaño de mieras {atomización), seguido por la inmediata deposición del material en un colector. El material fundido es atomizado a gran velocidad por nitrógeno o argón que lo transforma en multitud de gotitas que son dirigidas hacia el colector. En la figura 7 se muestra un esquema del proceso. Mediante este proceso se pueden fabricar piezas sencillas como tubos o barras.

Esta técnica es una forma de solidificación rápi-da, con velocidades de solidificación entre 10^ y 106 K/s. La extracción de calor de la aleación se realiza de manera controlada en tres etapas (26):

3.1.1. Enfriamiento en vuelo

La aleación dirigida hacia el colector a gran velocidad y en forma de gotas muy finas sufre un enfriamiento muy rápido por convección. Las pequeñas gotas producidas (entre 1-500 pm, depen-diendo de las condiciones de la atomización) solidi-fican a una velocidad entre lO^-lO^ K/s, vía nuclea-ción homogénea, dando como resultado una estructura dendrítica muy fina en cada gota.

3.1.2. Enfriamiento en la deposición

Una vez depositado el material, el enfriamiento tiene lugar por convección a través del gas atomiza-do, y por conducción a través del substrato. La con-ducción a través del substrato es función de la tem-peratura del mismo y es más importante en los primeros momentos del proceso. Idealmente, los parámetros de procesamiento se eligen de manera que se mantiene una capa de espesor controlado de metal semisólido en la superficie de la reforma. El enfriamiento en la superficie del material deposita-do se estima en 10^ K/s.

3.1.3. Enfriamiento tras la deposición

Este enfriamiento se realiza por conducción con el material ya depositado. La velocidad de enfria-miento estimada es de lO^-lOi K/s.

El proceso ha sido modelizado por varios auto-res (27 y 28) describiendo mediante ecuaciones diferenciales la velocidad axial, el tiempo de vuelo, los coeficientes de transferencia de calor, la tempe-ratura y la fracción sólida, referentes a diferentes tamaños de gotas de una aleación Al-4%Cu atomi-zada con nitrógeno. El enfriamiento de las gotas y el comportamiento en la solidificación dependen fuertemente del tamaño de las gotas y del flujo del gas. METAL FUNDIDO ENTRADA a ^ DEL GAS CÁMARA DE ATOMIZACIÓN MECANISMO DE EXTRACCIÓN DEL MATERIAL

FiG. 7.— Esquema del proceso Osprey.

FiG. 7.— Schematic representation of the Osprey process.

3.2. Consolidación del material

La teoría normalmente aceptada para el meca-nismo de deposición-consolidación de la aleación se esquematiza en la figura 8. A la superficie del colector llegan gotas de diferente tamaño, lo cual GOTAS SEMISOLIDAS GOTAS LÍQUIDAS GOTAS SOLIDAS ATOMIZACIÓN: 10^-106 K/s SUPERFICIE DE LA DEPOSICIÓN: I02 K/s

o o® o

DEPOSICIÓN: IO°-IO' K/s -X % LIQUIDO CONTENIDO DE SollDO 5 % LÍQUIDO TOTALMENTE SOLIDO SUBSTRATO

FiG. 8.— Esquema del proceso de deposición.

FiG. 8.— Schematic ilustration of deposition process.

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quiere decir que se encuentran a diferentes tempera-turas, es decir, su grado de solidificación es distinto.

La velocidad de enfriamiento en vuelo viene determinada por el tamaño de cada gota. Desde esta condición se puede hacer la siguiente diferencia-ción, mostrada en el esquema de la figura 8(19):

3.2.L Gotas grandes

Su tamaño es, aproximadamente, de 300 /xm y llegan totalmente fundidas.

3.2.2. Gotas pequeñas

Cuyo tamaño aproximado es de 10 pcm y se depositan en estado totalmente sólido a la tempera-tura de atomización del gas.

3.2.3. Gotas de tamaño intermedio

La mayoría de las partículas que llegan al subs-trato son de tamaño intermedio y se encuentran en estado semisólido.

Las gotas pequeñas solidifican a una velocidad de 10^-10^ K/s por nucleación homogénea y presen-tan una microestructura dendrítica muy fina. Estas partículas muy finas producen nucleación heterogé-nea, por choque, con las gotas grandes, las cuales se encuentran subenfriadas debido al rápido enfria-miento del gas. Las partículas intermedias solidifi-can a, aproximadamente, lO^-lO^ K/s, se encuen-tran en estado semisólido y su estructura dendrítica es menos fina (el tamaño de las dendritas es de ~3 /xm frente al tamaño de ~1 /xm que tienen las gotas más pequeñas). Por último, las gotas más grandes, que son pocas en número, pero que representan una cantidad de masa o volumen importante, llegan a la deposición totalmente líquidas.

3.3. Evolución de la microestructura

Siendo el proceso Osprey una tecnología de soli-dificación rápida, la microestructura resultante es fina. Efectivamente, la microestructura de los mate-riales producidos por este procedimiento está ínti-mamente ligada a la velocidad de solidificación que experimentan las gotas del material atomizado, y al ser esta elevada, la microestructura es muy fina. En el proceso de solidificación quedan incluidas las solidificaciones antes, durante y después de la deposición en la superficie del substrato. Otro aspecto a tener en cuenta es la morfología globular asociada a los procesos de atomización que se rela-ciona con las relativamente bajas velocidades de solidificación (1-10 K/s) que sufre el material una vez depositado en el substrato (29 y 30).

La presencia de esta estructura de granos equiá-xicos queda demostrada por numerosos resultados experimentales de varias aleaciones, tales como aleaciones de aluminio y magnesio (30-32), aceros dulces (33), superaleaciones de níquel (34) o com-posites de matriz metálica (21 y 22).

La obtención de una microestructura con morfo-logía equiáxica en la deposición, se explica de varias maneras según distintos autores. Lavernia et al. (34) sugieren que su aparición es el resultado de dos fenómenos simultáneos:

- la fragmentación de las ramas dendríticas debido al choque de las gotas al llegar al substrato, y - la multiplicación de los lugares de nucleación de

los granos.

Por otro lado, Liang et al. (35) consideran que los mecanismos que gobiernan la aparición de los granos equiáxicos son dos distintos:

- engrosamiento de las ramas dendríticas secunda-rias (Fig. 9a), y

- crecimiento y coalescencia de las ramas prima-rias (Fig. 9b).

En los productos de fundición, debido a las len-tas velocidades de solidificación implicadas, se genera una abundante segregación, además de una microestructura grosera. Estos problemas se mini-mizan utilizando tecnologías de solidificación rápi-da, en las cuales queda encuadrado el proceso Osprey. La veloz extracción de calor da lugar a sobreenfriamientos de hasta 100 K antes de produ-cirse la solidificación, en comparación con los pocos grados de subenfriamiento implicados en los procedimientos de colada convencional. Como con-secuencia de esto, no sólo se obtiene una microes-tructura refinada, sino que además la solidificación se aleja enormemente de la solidificación de equili-brio y se producen los siguientes efectos (36): - aumenta la solubilidad sólida,

- se reduce el tamaño de grano,

- se reduce el tamaño de las fases intermetálicas que puedan presentarse,

- disminuye la microsegregación (no tanto la macrosegregación que sí se produce en mayor o menor medida en las juntas de grano).

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b )

FIG. 9.— a) Engrosamiento de las ramas dendríticas secundarias, b) Crecimiento y coalescencia de las

ramas primarias.

FIG. 9.— a) Coarsening of secondary dendritic arms. b) Growth and coalescence ofprimary arms.

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J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólido .

Aunque al proceso Osprey también se suele con-siderar como un híbrido de la solidificación rápida (muy rápida extracción de calor durante el vuelo de las gotas y un posterior enfriamiento relativamente lento en la deposición), se cumplen los efectos indi-cados en mayor o menor extensión. Así, por ejem-plo, Zhou et al. (37) observan un considerable refino del silicio primario en aleaciones hipereutécticas de Al-Si, así como de las fases intermetálicas presentes. A pesar de la relativamente lenta velocidad de enfriamiento del material en la fase de deposición, 5° C/s (38), recientes investigaciones sugieren que, a diferencia de los procesos de colada convenciona-les, más del 90 % del tiempo de solidificación se consume cuando ya existe una elevada fracción de sólido (se calcula que en el depósito la fracción sólida se encuentra entre 75-100 %) (39). Con esta suposición el proceso de engrosamiento de la microestructura se retarda por la ausencia de difu-sión líquida (18 y 38). Cuando/^ = 75 %, el líquido no está lo suficientemente interconectado como para que pueda ocurrir la difusión en estado líquido, y el engrosamiento queda limitado a producirse por difusión en estado sólido. Sin embargo, la difusión en estado sólido es alrededor de tres órdenes de magnitud menor que la difusión en estado líquido, por lo que la microestructura se mantiene fina.

3.4. Tixotropía del material producido por el proceso Osprey

Los progresos en el estudio y conocimiento del proceso Osprey han llevado al desarrollo del mode-lo llamado de "mode-los dos estados" (38 y 40). En este modelo, el proceso se dividide en dos estados secuenciales:

- Estado de atomización: que implica el cambio de energía térmica entre el metal fundido y el gas atomizador.

- Estado de deposición: que incluye el impacto de las gotas sólidas, líquidas y semisólidas en el substrato.

Se han llevado a cabo refinos de este modelo, considerando el comportamiento morfológico del material depositado (39) o la evolución microes-tructural en el material depositado (35).

En el proceso Osprey, la cantidad de sólido pre-sente en el depósito durante la deposición es bas-tante más elevada que la utilizada para los procesos semisólidos (por ejemplo, Rheocasting). Se consi-dera que en el depósito existe una cantidad de sóli-do superior al 75 %, mientras que la cantidad utili-zada en los procesos de conformado en estado semisólido está comprendida entre 30-50 % (depen-diando del tipo de conformado).

La observación del proceso (esquematizado en la Fig. 8), permite utilizar las consideraciones

apli-cadas al comportamiento en la solidificación de los materiales semisólidos, puesto que existe una inte-racción entre fases sólidas y líquidas.

Liang et al (18) efectúan un exhaustivo estudio sobre la cantidad de deformación y la velocidad de deformación experimentadas por el material semi-sólido depositado por Spray-forming. Realizan un detallado seguimiento de la evolución microestruc-tural, a través de análisis cuantitativos de la frac-ción sólida, de la extensión de la deformafrac-ción, de la velocidad de deformación y de la velocidad de enfriamiento de la aleación en la deposición. Las velocidades de deformación que calculan para las gotas de la aleación que chocan bruscamente en la superficie del colector son del orden de 10^-10-'' s-i. Son velocidades de deformación extremadamente altas, comparadas con las implicadas en el confor-mado de materiales en estado semisólido (entre 10-104 s-i) o con las que se producen en los procesos de colada en molde metálico (-10"^ s-^ (12). Debido a esta elevada velocidad de deformación, las den-dritas que se desarrollan en las gotas son modifica-das y experimentan una extensa fragmentación.

3.5. Otras técnicas de producción de materiales con propiedades tixotrópicas

Como complemento a este capítulo sobre el ceso Osprey, se enumeran a continuación otros pro-cedimientos utilizados para la producción de mate-riales que ofrecen un comportamiento tixotrópico para su posible conformado en estado semisólido.

El procedimiento original, con el que se descu-brió esta propiedad, fue la agitación mecánica de la aleación en estado semisólido durante su enfria-miento, pero este método presenta ciertas dificulta-des; así, por ejemplo, aleaciones con elevado punto de fusión pueden ser muy agresivas, tanto química como mecánicamente, para el agitador o el crisol que las contiene. Debido a esto se han buscado posibles procesos alternativos, algunos de los cua-les se enumeran a continuación:

3.5.1. Método magnetohidrodinámico

En este proceso, el material es vigorosamente agitado por medio de un campo electromagnético dinámico. Tiene la ventaja de no existir contacto físico entre el metal y otro componente que no sea el recipiente que lo contiene. Esta técnica se utiliza actualmente para el proceso de colada continua de aceros, además de para la producción de tochos de material tixotrópico de gran tamaño (12).

3.5.2. Método CDR

Consiste en deformar fuertemente la aleación en frío para, posteriormente, calentarla a la temperatura 238

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apropiada para que se produzca recristalización de la estructura, obteniéndose una estructura no den-drítica. Este método, no obstante, puede tener el inconveniente de no producir una microestructura lo suficientemente fina, por lo que se utiliza para la obtención de tochos tixotrópicos de pequeño tama-ño (12).

3.5,3. Método S.I.M.A

Se calienta la aleación obtenida por colada y deformada hasta la zona de sólido-líquido y se mantiene el tiempo suficiente para que, por engro-samiento isotérmico de las ramas dendríticas, se obtenga una estructura globular. Este proceso tiene un inconveniente y es que la estructura es demasia-do grande para el procesamiento en estademasia-do semisó-lido(12).

4. CONFORMADO DE ALEACIONES HIPEREUTÉCTICAS DE ALUMINIO-SILICIO EN ESTADO SEMISÓLIDO. MICROESTRUCTURA

4.1. Técnicas experimentales

Se han producido varias aleaciones por la com-binación de los dos métodos descritos, atomización y conformado en estado semisólido, así como alea-ciones binarias con parecidas cantidades de silicio y producidas por métodos convencionales, que han servido como comparación a los resultados obteni-dos por medio de la nueva tecnología de procesa-miento.

Las aleaciones binarias convencionales, con ele-vada cantidad de silicio, se procesaron en la empre-sa Fagor Ederlan (Guipúzcoa), utilizando una máquina de inyección convencional y un molde fabricado ex profeso. Se fabricaron las aleaciones Al-20%Si, Al-36%Si y Al-50%Si. Las temperaturas para su procesamiento fueron de 750, 900 y

1.100 °C, respectivamente.

Las nuevas aleaciones producidas como combi-nación del proceso Osprey y el conformado en esta-do semisóliesta-do fueron: Al-25%Si-5%Cu, Al-30%Si-5%Cu y Al-25%Si-Al-30%Si-5%Cu-2%Mg. El material producido por el proceso Osprey se fabricó en Osprey Metals (R.U.). El proceso de conformado en estado semisólido se realizó en la Universidad de Sheffield (R.U.), en una prensa de Thixoforming (41). Como paso previo al conformado en estado semisólido, se consideró oportuno extruir las alea-ciones directamente producidas en Osprey Metals. El material atomizado y extruido se calentó hasta la temperatura de estado semisólido por medio de un horno de inducción, hasta una temperatura aproxi-mada de 565 °C. El molde utilizado fue de grafito.

El análisis microestructural se realizó en el C.E.I.T., para lo cual se utilizó un analizador de imágenes tipo Quantimet 570. Las muestras se pulieron con lijas de 400, 600, 800 y 1.200. Segui-damente, se pasaron por un paño con pasta de dia-mante de 1 /im, para finalizar con un pulido en paño con sílice de 0,04 ¡xm. La medida de la frac-ción en volumen y del tamaño medio del silicio pri-mario no requirió la utilización de ataques quími-cos, puesto que el contraste entre el silicio y el aluminio es muy bueno. En todos los resultados que se muestran en los párrafos siguientes se midieron, aproximadamente, 2.000 partículas en cada alea-ción y estado. Para las micrografías se utilizó el reactivo usado habitualmente para las aleaciones de aluminio (reactivo Keller (3)), el cual permite acen-tuar el contraste entre la fase CuAl2 y el aluminio.

Además de la fracción en volumen, del tamaño medio (diámetro equivalente) y del tamaño máximo medio de las partículas de silicio primario, se ha calculado la distancia entre partículas según la expresión (42):

dp = Dp 1-V,.

V p -•

donde Vp es la fracción en volumen de partículas y Dp es el tamaño medio de las mismas.

La medida de los parámetros microestructurales mencionados (fracción en volumen, tamaño medio de partículas y distancia entre las mismas) es muy importante para conocer la respuesta mecánica de los composites. Por otra parte, la notable disminución del tamaño de los cristales de silicio primario, con respecto al existente en las aleaciones hipereutécticas producidas convencionalmente, origina una conside-rable mejora en sus propiedades mecánicas (41).

4.2. Resultados y discusión

4.2.1. Microestructuras convencionales

El sistema binario Al-Si es un simple eutéctico. La microestructura de las aleaciones hipereutécticas contiene grandes partículas de silicio primario, de forma angular y compleja, que presentan una extre-mada dureza (7.000-14.000 MPa) (3) en una matriz formada por la fase eutéctica (Al-12%Si) y el alu-minio, siendo su densidad de -2,6 g/cm^ (depen-diendo de la composición química de la aleación). En la fase eutéctica, el silicio aparece en forma de agujas finas.

Un serio problema de estas aleaciones es el tamaño y morfología de los cristales de silicio pri-mario y del silicio en forma de agujas de la fase eutéctica, ya que ambos son perjudiciales desde el punto de vista de las propiedades mecánicas.

(10)

J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólido .

En la figura 10 se muestra el diagrama binario Al-Si con tres ejemplos de microestructuras hipe-reutécticas producidas por inyección convencional en molde metálico. El silicio primario aparece en formas complejas y de gran tamaño. Dependiendo de condiciones tales como la velocidad de enfria-miento, la temperatura de formación o la presencia de impurezas, la morfología, distribución y tamaño medio de las partículas de silicio puede variar con-siderablemente.

La presencia de cristales de silicio primario de tamaño tan grande es muy difícil de evitar. Además, la elevada cantidad de silicio requiere temperaturas

1500 ¿^ '^A. ' ' * í é - ' , 300 1414 °C 577 °C 20 30 S I L I C I O , 40 50 60 % en peso 70

FiG. 10.— Diagrama Al-Si. Microestructuras de las aleaciones inyectadas convencionalmente: a)

Al-20%Si. b) Al-36%Si. c) Al-50%Si.

FiG. 10.— Al-Si diagram. Microstructures of conventionally cast alloys. a) 20%Si. b)

Al-36%Si. c) Al-50%SL

de procesamiento muy elevadas, con los consi-guientes problemas que esto supone (mayor choque térmico, mayor desgaste del molde, una cantidad más elevada de porosidad, pérdida de efectividad del lubricante).

En la tabla I se muestra el tamaño máximo medio (eje mayor) de los cristales de silicio prima-rio medidos en tres aleaciones hipereutécticas de Al-Si. Se produce un aumento del tamaño de las partículas de silicio con el contenido de silicio, así como un cambio en la morfología de las mismas.

Los cristales de silicio primario tienen una mor-fología diferente en la aleación de 20 % Si, donde presenta unas formas caprichosas y complejas típi-cas. Según va aumentando la cantidad de silicio, éste aparece en forma poliédrica de gran tamaño. En la figura 11 se observa una partícula de morfología

TABLA I.- Tamaño máximo medio (eje mayor) de las partículas de silicio primario en las aleaciones

obtenidas por inyección convencional TABLE /.- Máximum average size (greatest axis) of silicon primary particles in conventionally cast

alloys Aleación, % en peso Al-20%Si Al-36%Si Al-50%Si Tamaño máximo de silicio, |jLm 250 350 600

(11)

PiG^ 11.— Un tipo de morfología de las partículas de silicio en la aleación Al-20%Si producida

con-vencionalmente.

fjQ 11^^ Particles morphology in silicon on Al-20%Si conventionally cast alloy.

compleja de la aleación Al-20%Si. En la figura 12 se muestra un aspecto del eutéctico de la aleación Al-20%Si, similar al de las demás aleaciones.

A esta microestructura grosera hay que añadir la presencia de porosidad de gran tamaño (mm). Con el fin de afinar el tamaño de los cristales de silicio primario, se preparó una aleación de Al-36%Si con 0,5 % P (el fósforo se utiliza como refinador del silicio primario (3)). En la figura 13 puede apreciar-se que el refino perapreciar-seguido no ha tenido lugar. 4.2.2. Aleaciones producidas por el proceso Osprey

Las aleaciones estudiadas fueron atomizadas y, posteriormente, extruidas. En la figura 14 se

mues-Mm.

PJG. 12.— Aspecto del eutéctico de la aleación Al-20%Si producida convencionalmente. fj^ 72.— Eutectic in Al-20%Si conventionally cast

alloy.

FiG. 13.— Aleación Al-36%Si con 0,5%P como refinador del silicio (inyección convencional en

estado líquido).

YiQ, 7 J . _ Al-36%Si alloy with 0,5 % P as silicon refiner (conventionally cast).

tra una fotografía de la aleación Al-25%Si-5%Cu directamente atomizada y después de ser sometida a extrusión (barra).

Las microestructuras obtenidas por medio del proceso Osprey son finas, sin evidencia de segrega-ciones, y homogéneas. Presentan una característica propia de las aleaciones producidas por soUdifica-ción rápida y es que, como consecuencia de la rápi-da extracción de calor, se impide la aparición del eutéctico correspondiente. Este resultado queda reflejado en la figura 15, donde se observa una microestructura muy similar en las tres aleaciones mostradas. Las fases presentes son: silicio primario, partículas del intermetálico CUAI2 (adosadas a las partículas de silico primario) y una matriz continua de aluminio, en las aleaciones Al-25%Si-5%Cu y

PiG 14 __ Material directamente atomizado y barra de material extruido.

fjQ 7 4 . _ As-sprayed material and bar of as extruded material.

(12)

J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólido .

FiG. 15.— Microestructuras de las aleaciones ato-mizadas y extruidas: a) 25%Si-5%Cu. b)

Al-25%Si-5%Cu-2%Mg. c) Al-30%Si-5%Cu. FiG. 15.— Microstructures of sprayed and as-extruded alloys: a) 5%Cu. b)

Al-25%Si-5%Cu-2%Mg. c) Al-30%Si-5%Cu.

Al-30%Si-5%Cu. En la aleación Al-25%Si-5 %Cu-2%Mg aparece una fase adicional, Al5Mg8SÍ2Cu2, de muy pequeño tamaño.

La medida de las características microestructura-les del material extruido ha dado los resultados mostrados en la tabla II, para las tres aleaciones, en la que se incluyen el tamaño medio de silicio pri-mario, su fracción en volumen y la distancia entre las partículas de silicio.

Se puede observar que los parámetros microes-tucturales son similares para todas las aleaciones. Inicialmente, se produjeron aleaciones con cantida-des superiores de silicio, hasta 36 % en masa. No obstante, elevadas cantidades de silicio originan la aparición de un esqueleto continuo de silicio, nega-tivo para las propiedades tixotrópicas de la alea-ción. Efectivamente, debido a la más lenta veloci-dad de solidificación en la fase de deposición del proceso Osprey, la capa de semisólido existente en el material depositado permanece durante cierto tiempo, lo que permite que, por coalescencia, los cristales de silicio engrosen hasta formar un esque-leto continuo. Este fenómeno se acentúa por la dis-minución de la conductividad térmica con el aumento de la cantidad de silicio, que impide un enfriamiento rápido en la deposición. Esta aleación se abandonó.

En la figura 16 se muestra un histograma que representa la distribución de los tamaños medios de partículas de silicio primario en las tres aleaciones producidas por el proceso Osprey. El tamaño medio medido mediante análisis de imágenes corresponde al diámetro equivalente de partícula.

4.2.3. Material conformado en estado semisólido La inyección en estado líquido de aleaciones binarias con cantidades de silicio de 20 % y de 36 % en peso se realiza a 750 y 900 °C, respectiva-mente (43). No obstante, la presencia de cristales de silicio de gran tamaño da lugar a propiedades mecá-nicas muy bajas. La utilización de temperaturas de inyección más bajas disminuiría este problema, tal y como ocurre con la inyección en estado semisóli-do. Por este método, el material se conformó con TABLA IL- Parámetros microestructurales de las aleaciones atomizadas y extruidas (los tamaños medios y

máximos de partículas de silicio primario corresponden al diámetro equivalente)

TABLE II.~ Microstructural parameters of as-sprayed and as-extruded alloys (mean and maximun particles size correspond to the equivalent diameter)

Aleación Al-25%Si-5%Cu Al-25%Si-5%Cu-2%Mg Al-30%Si-5%Cu VoL, % 32 31,5 40 Tamaño medio, )U.m 3,81 3,8 4,2 Tamaño máx., ¡Jim 15 20 20 Distancia entre partículas, /xm 8,1 8,26 6,3

(13)

5^ < o Ixl O Lü cr o u 6 0 4 0 2 0 Q ATOMIZADO Y EXTRUIDO 0 -•"' 3 D A l - 2 5 7o S i - 5 7o Cu • Al - 25 7o Si - 5 7o Cu - 27o Mg m A l - 3 0 7o Si - 5 7o Cu

1

ii

Jjfjj-lilj-._ra^w^_ _

3 - 6 6 - 9 9-12 12-15 15-18 18-21 T A M A Ñ O M E D I O , /¿m

FiG. 16.— Distribución del tamaño medio (diámetro equivalente) de las partículas de silicio en las

ale-ciones atomizadas y extruidas.

FiG. 16.— Average size (equivalent diameter) distribution of silicon particles in as-sprayed and

as-extruded material.

una cantidad de líquido aproximada del 60 %, correspondiente a 565 °C, siendo el molde utilizado de grafito.

El cambio microestructural que sufre el material atomizado y eximido es evidente. Las fases presen-tes son las mismas, pero con diferente morfología. La microestructura contiene partículas de silicio de mayor tamaño que el material atomizado y eximi-do, glóbulos de aluminio y la fase CUAI2. Las partí-culas de silicio y el intermetálico CUAI2 se encuen-tran contorneando los glóbulos de aluminio, dotando a la microestructura de un aspecto más o menos celular (la apariencia celular de la microes-tructura depende de los parámetros de procesamien-to). Estas características aparecen en las tres alea-ciones procesadas. En la figura 17 se muestran unas micrografías correspondientes a las aleaciones 5%Cu, Al-30%Si-5%Cu y Al-25%Si-5%Cu-2%Mg.

La aleación Al-25%Si-5%Cu-2%Mg presenta una característica diferente con respecto a la misma aleación sin magnesio: el tamaño medio de los cris-tales de silicio es mucho más fino que el de la alea-ción Al-25%Si-5%Cu, manteniéndose, aproximada-mente, el tamaño medio de la aleación en la condición atomizada y eximida. En la tabla III se reportan los parámetros microestmcturales medidos en estas aleaciones, donde se observan importantes diferencias entre una aleación y otra. Una caracte-rística apreciable es la disminución de la fracción en volumen del silicio primario en una aleación conformada en estado semisólido, con respecto a su estado atomizado y eximido. Esto se debe a que la elevada velocidad de solidificación impide la difu-sión en estado líquido y evita la formación del eutéctico.

^m

FiG. 17.— Microestructuras de las aleaciones con-formadas en estado semisólido: a) Al-25%Si-5%Cu. b) Al-25%Si-5%Cu-2%Mg. c) Al-30%

Si-5%Cu.

FiG. 17.— Microstructures of semi-solid formed alloys: a) Al-25%Si-5%Cu. b) Al-25%Si-5%

Cu-2%Mg. c) Al-30%Si-5%Cu.

(14)

J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólido ...

TABLA IIL- Parámetros microestructurales de las aleaciones conformadas en estado semisólido (los tamaños

medios y máximos de partículas de silicio primario corresponden al diámetro equivalente)

TABLE IIL- Microstructural parameters of semi-solid formed alloys (mean and máximum particles size

correspond to the equivalent diameter) Aleación Al-25%Si-5%Cu Al-25%Si-5%Cu-2%Mg Al-30%Si-5%Cu Vol., % 28,5 25 32,8 Tamaño medio, /im 10 4,3 11,7 Tamaño máx., ¡Jim 32 20 36 Distancia entre partículas, ¡xm 25,1 12,9 24 En la figura 18 se muestran los histogramas de

la distribución de tamaños medios para cada alea-ción en su estado atomizado y extruido y en el esta-do posterior al conformaesta-do en estaesta-do semisóliesta-do. Se observa un claro crecimiento de las partículas de silicio después del conformado en estado semisóli-do, excepto en la aleación con magnesio. Los tama-ños medios dados corresponden al diámetro equiva-lente de partícula.

Por otra parte, ataques químicos realizados (HF:Cr03 (3M)) en las aleaciones Al-25%Si-5%Cu y Al-30%Si-5%Cu, en su estado final, han mostra-do que lo que parecían monocristales de silicio, en realidad son aglomerados de cristales de silicio. También se observa este fenómeno en la aleación Al-25%Si-5%Cu-2%Mg, pero los cristales de sili-cio son mucho menores. Esto quiere decir que durante el proceso de conformado los cristales de silicio producidos durante la atomización tienden a agruparse. En la figura 19 se muestra una micro-grafía donde se ve este efecto, correspondiente a la aleación Al-25%Si-5%Cu.

A pesar de la homogeneidad de la microestruc-tura de estas aleaciones, existen defectos propios del proceso. Se produce algo de porosidad fina, y aparecen unos defectos que dependen del control de los parámetros del conformado en estado semisóli-do. Por ejemplo, si durante el calentamiento por

6 0 ^ 5 0 A l - 2 5 % S i - 5 % Cu a ) D EXTRUIDO • TIXOFORMADO

i P P

O OJ o ro rO I ro ro

inducción se sobrepasa la temperatura adecuada de procesamiento, surgen pequeñas zonas con micro-estructura dendrítica, tal y como se muestra en la figura 20. 0 - 3 3 - 6 6 - 9 9-12 12-15 15-18 18-21 T A M A Ñ O M E D I O , ^ m 7 0 ^ 6 0 < 5 0 o z 4 0 ÜJ Ixl tr 2 0 Ix. 10 0 A l - 3 0 % S i - 5 % Cu c ) EXTRUIDO TIXOFORMADO

m

C^L-iea^m

rO U ) en 12! c^ «^ co r ] ^ ii¿ (M (Si (Si to ro tD

ro ro O ro to o> £J !í2 59 ro cp

T A M A Ñ O M E D I O ,

c^ c\j ovj ro ro K) T A M A Ñ O M E D I O , /¿m

FiG. 18.— Distribución del tamaño medio (diámetro equivalente) de las partículas de silicio antes y des-pués del conformado en estado semisólido: a) 25%Si-5%Cu. b) 25%Si-5%Cu-2%Mg. c)

Al-30%Si-5%Cu.

FíG. ¡8.— Average size (equivalent diameter) distribution of primary silicon particles hefore and after semi-solid forming: a) 25%Si-5%Cu. b)

(15)

PiG. 19.— Aglomerado de partículas de silicio des-pués del conformado en estado semisólido.

Alea-ción Al-25%Si-5%Cu.

/7/0. 19.— Clustered silicon particles after semi-solid forming.

Estos resultados indican que el control de todos los parámetros del proceso, como pueden ser la temperatura de conformado, la temperatura del molde o la velocidad de calentamiento, debe reali-zarse de una forma muy estricta.

4.2.4. Aleación Al-25%Si-5%Cu producida por inyección en estado semisólido en condicio-nes industriales

Como una alternativa a la producción de alea-ciones hipereutécticas de Al-Si en estado semisóli-do, se pensó en la inyección de estas aleaciones en una máquina de inyección convencional.

w .<^^m» M^m ^^

^^pP

PiG. 20.— Defectos encontrados después del con-formado en estado semisólido. Aleación

Al-25%Si-5%Cu.

FiG. 20.— Defects formed after semi-solid forming. Al-25%Si-5%Cu alloy.

Estas pruebas de inyección en estado semisólido se realizaron en la empresa Fagor Ederlan. El com-ponente producido y mostrado en la figura 21, es la tapa de una bomba de aceite que se encontraba en producción en ese momento. La geometría de la pieza producida indica que el proceso permite obte-ner componentes de formas complejas, y que el material llena perfectamente el molde (es decir, tiene buena fluidez). El componente superó el con-trol de calidad de la empresa. •

La aleación utilizada fue la Al-25%Si-5%Cu. La microestructura resultante es ligeramente más fina que la obtenida en la aleación producida en la pren-sa de la Universidad de Sheffield, debido a la mayor velocidad de enfriamiento por el uso de un molde metálico convencional. En la figura 22 se muestran varios aspectos de la microestructura de la aleación obtenida por inyección en estado semisólido.

La aleación utilizada en la empresa para la fabri-cación convencional de la pieza (inyección en esta-do líquiesta-do) es una aleación comercial llamada 380 (Al-8%Si-3%Cu). Esta aleación se inyecta en esta-do líquiesta-do a 660 °C y el tiempo de solidificación en el molde es de 8 s. La nueva aleación Al-25%Si-5%Cu se inyecta en estado semisólido a 565 °C, a pesar de contener una cantidad de silicio tres veces superior a la aleación comercial, y el fiempo de solidificación en el molde es de 2 s.

5. CONCLUSIONES

El análisis de los resultados obtenidos mediante la combinación de las tecnologías del proceso Osprey y conformado en estado semisólido, ha per-mitido obtener las siguientes conclusiones.

PJG. 21.— Componente producido por inyección en estado semisólido en condiciones industriales en la empresa Fagor Ederlan. Aleación Al-25%Si-5%Cu. fjQ 21.— Semi-solid thixocast component produced by industrial methods in Fagor Ederlan.

Al-25%Si-5%Cu alloy

(16)

J. Valer et al. / Conformado de aleaciones en estado semisólido ...

^ • " • ^

^ ' '^ 50 um

FiG. 22.— Varios aspectos microestructurales de la aleación Al-25%Si-5%Cu inyectada en estado

semisólido en condiciones industriales. FiG. 22.— Dijferent micro structur al characteristics

of industrial thixocast Al-25%Si-5%Cu alloy. - Es posible producir aleaciones hipereutécticas

de aluminio-silicio con altos contenidos de sili-cio mediante la combinación de un proceso de solidificación rápida y el procesamiento en esta-do semisóliesta-do.

- En contraste con los procedimientos convencio-nales, mediante el conformado en estado semi-sólido, la microestructura obtenida muestra la presencia de cristales de silicio muy finos y con una distribución relativamente homogénea. - La cantidad de defectos presentes es pequeña, en

comparación con el proceso de inyección en estado líquido, y controlable a través de un estricto dominio de los parámetros del proceso. - Una vez obtenida la microestructura no

dendríti-ca es posible utilizar los procesos de conforma-do de aleaciones convencionales, tales como forja o inyección, sin necesidad de recurrir a costosas tecnologías de producción.

- Los tiempos de procesado se reducen por la^ menores temperaturas de conformado requeri-das. Asimismo, este hecho disminuye la porosi-dad y el daño del molde, así como el tiempo de solidificación de las aleaciones.

- El tipo de microestructura obtenida convierte a estas aleaciones hipereutécticas en composites de matriz metálica: los cristales de silicio cum-plen el papel reservado a las partículas cerámi-cas de SiC utilizadas como fase reforzadora en los composites habitualmente fabricados por tec-nologías complejas.

- Este tipo de proceso se puede utilizar para la fabricación de gran cantidad de aleaciones, incluidos los composites de matriz metálica.

Agradecimiento

Este trabajo ha formado parte de un proyecto BRITE/EURAM contrato núm. BREU 019-C. Los participantes en el proyecto son: Fagor Ederlan S. Coop., Universidad de Sheffield (R.U.), Lucas Automotiv Ltd. (R.U.), Osprey Metals Ltd. (R.U.), Ruhr-Universitát Bochum (R.F.A.) y C.E.LT. J. Valer agradece al C.E.LT. la concesión de una beca para la realización de una Tesis Doctoral.

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Referencias

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